JP3098109B2 - 伸び特性の優れたCr−Ni系ステンレス鋼薄板の製造方法 - Google Patents
伸び特性の優れたCr−Ni系ステンレス鋼薄板の製造方法Info
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Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は、双ロール式連続鋳造法
によりCr−Ni系ステンレス鋼薄板を製造する方法に
関する。双ロール式連続鋳造法は、平行配置した一対の
冷却ロールとその両端面をシールするサイド堰とによっ
て構成した湯溜まり部に金属溶湯を注入し、両冷却ロー
ルの円周面状にそれぞれ凝固殻を生成させ、回転する両
冷却ロールの最近接位置(いわゆる「キッシングポイン
ト」)付近で凝固殻同士を合体させて一体の薄帯状鋳片
として送出する連続鋳造方法である。
によりCr−Ni系ステンレス鋼薄板を製造する方法に
関する。双ロール式連続鋳造法は、平行配置した一対の
冷却ロールとその両端面をシールするサイド堰とによっ
て構成した湯溜まり部に金属溶湯を注入し、両冷却ロー
ルの円周面状にそれぞれ凝固殻を生成させ、回転する両
冷却ロールの最近接位置(いわゆる「キッシングポイン
ト」)付近で凝固殻同士を合体させて一体の薄帯状鋳片
として送出する連続鋳造方法である。
【0002】双ロール式連続鋳造法により鋳造される薄
帯状鋳片は、厚さ数mm(通常1〜6mm程度)であ
り、熱間圧延を経ずに冷間圧延を行って薄板製品を製造
することができる。そのため、振動鋳型等を用いる連続
鋳造により数100mm角の熱間圧延用スラブとしての
鋳片を鋳造し、これを熱間圧延してから冷間圧延する製
造方法(スラブ鋳片/熱間圧延プロセス)に比べて、生
産効率およびコストが格段に有利になる。
帯状鋳片は、厚さ数mm(通常1〜6mm程度)であ
り、熱間圧延を経ずに冷間圧延を行って薄板製品を製造
することができる。そのため、振動鋳型等を用いる連続
鋳造により数100mm角の熱間圧延用スラブとしての
鋳片を鋳造し、これを熱間圧延してから冷間圧延する製
造方法(スラブ鋳片/熱間圧延プロセス)に比べて、生
産効率およびコストが格段に有利になる。
【0003】
【従来の技術】冷間圧延によるCr−Ni系ステンレス
鋼薄板は、種々の冷間成形加工を施されて産業用および
家庭用の耐食性構造材および外装材として広く用いられ
ている付加価値の高い製品であり、その製造に双ロール
式連続鋳造法を適用することにより高い経済効果が得ら
れることが期待される。
鋼薄板は、種々の冷間成形加工を施されて産業用および
家庭用の耐食性構造材および外装材として広く用いられ
ている付加価値の高い製品であり、その製造に双ロール
式連続鋳造法を適用することにより高い経済効果が得ら
れることが期待される。
【0004】双ロール式連続鋳造による薄帯状鋳片の鋳
造は、大断面のスラブ鋳片の連続鋳造に比べて著しい急
冷凝固となるため凝固組織が微細であり、介在物も微細
に多数析出する。薄板の冷間成形性に直接影響を及ぼす
伸び値を確保するためには、結晶粒が十分に粗大化して
いる必要がある。しかし、特にMnS系介在物や過飽和
したSが微細に多数存在していると、薄帯状鋳片を冷間
圧延・焼鈍した際の再結晶時の結晶粒成長が抑制され、
冷延製品の伸びの低下やばらつきが大きいという問題が
あった。
造は、大断面のスラブ鋳片の連続鋳造に比べて著しい急
冷凝固となるため凝固組織が微細であり、介在物も微細
に多数析出する。薄板の冷間成形性に直接影響を及ぼす
伸び値を確保するためには、結晶粒が十分に粗大化して
いる必要がある。しかし、特にMnS系介在物や過飽和
したSが微細に多数存在していると、薄帯状鋳片を冷間
圧延・焼鈍した際の再結晶時の結晶粒成長が抑制され、
冷延製品の伸びの低下やばらつきが大きいという問題が
あった。
【0005】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、双ロール式
連続鋳造法により伸び特性の優れたCr−Ni系ステン
レス鋼薄板を安定して製造する方法を提供することを目
的とする。
連続鋳造法により伸び特性の優れたCr−Ni系ステン
レス鋼薄板を安定して製造する方法を提供することを目
的とする。
【0006】
【課題を解決するための手段】上記の目的は、本発明に
よれば、溶鋼のS濃度0.003%以下、Al濃度0.
003%以下であり、且つ溶鋼中にAl2 O3 含有量3
0%以下でMnO−SiO2 を主成分とするCaO−A
l2 O3 −MnO−SiO2 −MgO系介在物を含むC
r−Ni系ステンレス鋼溶鋼を双ロール式連続鋳造法に
より薄帯状鋳片に鋳造し、この鋳片を冷間圧延すること
を特徴とする伸び特性の優れたCr−Ni系ステンレス
鋼薄板の製造方法によって達成される。
よれば、溶鋼のS濃度0.003%以下、Al濃度0.
003%以下であり、且つ溶鋼中にAl2 O3 含有量3
0%以下でMnO−SiO2 を主成分とするCaO−A
l2 O3 −MnO−SiO2 −MgO系介在物を含むC
r−Ni系ステンレス鋼溶鋼を双ロール式連続鋳造法に
より薄帯状鋳片に鋳造し、この鋳片を冷間圧延すること
を特徴とする伸び特性の優れたCr−Ni系ステンレス
鋼薄板の製造方法によって達成される。
【0007】本発明の方法は、下記式1 で定義される
Md30が0〜50℃の範囲にある組成を有するCr−Ni
系ステンレス鋼に適用すると特に有利である。 Md30 = 413-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-18.5Mo-9.1(Ni+Cu)... 式1
Md30が0〜50℃の範囲にある組成を有するCr−Ni
系ステンレス鋼に適用すると特に有利である。 Md30 = 413-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-18.5Mo-9.1(Ni+Cu)... 式1
【0008】
【作用】双ロール式連続鋳造法でCr−Ni系ステンレ
ス鋼薄帯状鋳片を鋳造すると、冷却速度が2000℃/
sec程度と速いため微細なMnSが鋳片全体に析出し
またはSが過飽和に存在する。これが冷延・焼鈍時の再
結晶γ粒の成長を妨げることが分かった。そこで、鋳片
でMnSを優先的に粗大析出させ、再結晶粒成長を妨げ
る微細MnSの数を減少させることが有効である。
ス鋼薄帯状鋳片を鋳造すると、冷却速度が2000℃/
sec程度と速いため微細なMnSが鋳片全体に析出し
またはSが過飽和に存在する。これが冷延・焼鈍時の再
結晶γ粒の成長を妨げることが分かった。そこで、鋳片
でMnSを優先的に粗大析出させ、再結晶粒成長を妨げ
る微細MnSの数を減少させることが有効である。
【0009】一方、鋳片のMnSはMnシリケートを核
として析出していることが判明した。従って、MnSを
粗大析出し易くするには鋳片中にMnシリケートの存在
を確保することが有効である。更に、介在物の組成は精
錬時の塩基度の調整により最適化できることが判明し
た。ここで塩基度はスラグ中のCaO重量%とSiO2
重量%との比率(%CaO/%SiO2 )で示す。その
際、溶鋼S濃度を0.003%以下、溶鋼Al濃度を
0.003%以下とすることが必要であることが判明し
た。S濃度が0.003%より多くなると、鋳造中に粗
大なMnSが十分に析出せず微細なものが多くなり、伸
びが低下する。Al濃度が0.003%より多くなる
と、介在物の組成がAl2 O3 が30%以上のCaO−
Al2 O3 −MnO−SiO2 −MgO系か、またはM
gO−Al2 O3 系となり、MnSの析出核として不十
分である。
として析出していることが判明した。従って、MnSを
粗大析出し易くするには鋳片中にMnシリケートの存在
を確保することが有効である。更に、介在物の組成は精
錬時の塩基度の調整により最適化できることが判明し
た。ここで塩基度はスラグ中のCaO重量%とSiO2
重量%との比率(%CaO/%SiO2 )で示す。その
際、溶鋼S濃度を0.003%以下、溶鋼Al濃度を
0.003%以下とすることが必要であることが判明し
た。S濃度が0.003%より多くなると、鋳造中に粗
大なMnSが十分に析出せず微細なものが多くなり、伸
びが低下する。Al濃度が0.003%より多くなる
と、介在物の組成がAl2 O3 が30%以上のCaO−
Al2 O3 −MnO−SiO2 −MgO系か、またはM
gO−Al2 O3 系となり、MnSの析出核として不十
分である。
【0010】従来、双ロール式連続鋳造するCr−Ni
系ステンレス鋼の溶製は、電気炉溶解−AOD精錬(E
F−AOD法)または真空誘導炉による溶解(VIM
法)によって行われている。EF−AOD法の場合、精
錬時の塩基度は1.6から2程度で低く、介在物はAl
2 O3 濃度が30%以下でMnO−SiO2 を主成分と
するCaO−Al2O3 −MnO−SiO2 −MgO系
組成であるが、溶鋼S濃度は50〜80ppmと比較的
高い。この場合、MnSの析出核となるMnシリケート
が多数存在しているが、S濃度が高いため結局MnSが
微細に多数析出してしまい、冷延製品の伸びが低下す
る。
系ステンレス鋼の溶製は、電気炉溶解−AOD精錬(E
F−AOD法)または真空誘導炉による溶解(VIM
法)によって行われている。EF−AOD法の場合、精
錬時の塩基度は1.6から2程度で低く、介在物はAl
2 O3 濃度が30%以下でMnO−SiO2 を主成分と
するCaO−Al2O3 −MnO−SiO2 −MgO系
組成であるが、溶鋼S濃度は50〜80ppmと比較的
高い。この場合、MnSの析出核となるMnシリケート
が多数存在しているが、S濃度が高いため結局MnSが
微細に多数析出してしまい、冷延製品の伸びが低下す
る。
【0011】一方、VIM法の場合、3から4程度の高
塩基度精錬が可能であり、S濃度を10〜30ppmに
低減できるが、介在物はAl2 O3 −MgO系組成とな
る。この場合、S濃度は低いが、MnS析出の核となり
得るMnシリケートが存在しないため、結局微細なMn
Sや過飽和にSが存在するため、冷間圧延・焼鈍した差
異の再結晶時の結晶粒成長が抑制されてしまい、冷延製
品の伸びが低下する。
塩基度精錬が可能であり、S濃度を10〜30ppmに
低減できるが、介在物はAl2 O3 −MgO系組成とな
る。この場合、S濃度は低いが、MnS析出の核となり
得るMnシリケートが存在しないため、結局微細なMn
Sや過飽和にSが存在するため、冷間圧延・焼鈍した差
異の再結晶時の結晶粒成長が抑制されてしまい、冷延製
品の伸びが低下する。
【0012】本発明で規定した溶鋼中SおよびAl濃度
と介在物組成とを実現するには、上記従来の溶製法のま
までは不十分である。例えばVIM法の場合に、先ず高
塩基度で脱硫処理をした後に排滓して、塩基度を従来の
3〜4という高塩基度ではなくむしろ低めの2.5ある
いはそれ以下に調整することにより、本発明の介在物組
成を得ることができる。また、EF−AOD法の場合に
は、EF後AOD前にパウダーインジェクション精錬
(PIM)を行うEF−PIM−AODとするか、ある
いはAODにおいてダブルスラグを用いてSを0.00
3%以下に低減させることが必要になる。
と介在物組成とを実現するには、上記従来の溶製法のま
までは不十分である。例えばVIM法の場合に、先ず高
塩基度で脱硫処理をした後に排滓して、塩基度を従来の
3〜4という高塩基度ではなくむしろ低めの2.5ある
いはそれ以下に調整することにより、本発明の介在物組
成を得ることができる。また、EF−AOD法の場合に
は、EF後AOD前にパウダーインジェクション精錬
(PIM)を行うEF−PIM−AODとするか、ある
いはAODにおいてダブルスラグを用いてSを0.00
3%以下に低減させることが必要になる。
【0013】以下に、実施例によって本発明を更に詳細
に説明する。
に説明する。
【0014】
【実施例】表1に示す組成のCr−Ni系ステンレス鋼
溶鋼を双ロール式連続鋳造法により厚さ3mmの薄帯状
鋳片に鋳造し、これを冷間圧延および光輝焼鈍して厚さ
0.6mmの薄板製品を製造した。各製品板について引
張試験による伸びの測定およびCMA(Computer-aided
Micro Analyzer:元素マッピング装置)によるMnSの
析出分布の測定を行った。
溶鋼を双ロール式連続鋳造法により厚さ3mmの薄帯状
鋳片に鋳造し、これを冷間圧延および光輝焼鈍して厚さ
0.6mmの薄板製品を製造した。各製品板について引
張試験による伸びの測定およびCMA(Computer-aided
Micro Analyzer:元素マッピング装置)によるMnSの
析出分布の測定を行った。
【0015】表2に、EF以降の溶製法、組成から式 1
により算出されるMd30値、スラグ塩基度、介在物の組
成およびMnS核としての適否(〇適、×不適)、およ
び製品薄板の伸び(%)を示す。
により算出されるMd30値、スラグ塩基度、介在物の組
成およびMnS核としての適否(〇適、×不適)、およ
び製品薄板の伸び(%)を示す。
【0016】
【表1】
【0017】
【表2】
【0018】表1および表2において、A〜Hは本発明
による例であり、I〜Mは比較例である。比較材IはS
量・介在物組成、比較材Jは介在物組成、比較材KはS
量、比較材LはS量・Al量・介在物組成、比較材Mは
S量・Al量が、本発明の範囲を満たしていない。図1
に、Md30値と伸びとの関係を示す。同一Md30値におい
て、本発明による薄板は従来法による比較材に比べて伸
びが3〜4%向上していることが分かる。
による例であり、I〜Mは比較例である。比較材IはS
量・介在物組成、比較材Jは介在物組成、比較材KはS
量、比較材LはS量・Al量・介在物組成、比較材Mは
S量・Al量が、本発明の範囲を満たしていない。図1
に、Md30値と伸びとの関係を示す。同一Md30値におい
て、本発明による薄板は従来法による比較材に比べて伸
びが3〜4%向上していることが分かる。
【0019】図2(a)および(b)に、本発明のH材
(伸び52%)と比較例のJ材(伸び48.2%)につ
いてCMAによるMnS析出分布を示す。CMAでは円
0.5μm以上の寸法のMnSが検出できる。本発明の
H材は比較例のJ材とほぼ同等の組成(Md30値)である
が、粗大なMnSが多く、逆接的に考えれば粒成長を阻
害する微細なMnSが少ない。これはH材の介在物組成
がMnシリケート系であるのに対し、J材の介在物組成
がAl2 O3 系であることによる。
(伸び52%)と比較例のJ材(伸び48.2%)につ
いてCMAによるMnS析出分布を示す。CMAでは円
0.5μm以上の寸法のMnSが検出できる。本発明の
H材は比較例のJ材とほぼ同等の組成(Md30値)である
が、粗大なMnSが多く、逆接的に考えれば粒成長を阻
害する微細なMnSが少ない。これはH材の介在物組成
がMnシリケート系であるのに対し、J材の介在物組成
がAl2 O3 系であることによる。
【0020】図3に示すように、鋼中MnSはMnシリ
ケートを核として析出していることが分かる。各部位
A、B、Cの組成は走査電子顕微鏡による薄膜分析によ
る。図4に、介在物組成に及ぼすスラグ塩基度(CaO
/SiO2 比)の影響を示す。この関係を利用して塩基
度の調整により介在物組成を制御することができる。塩
基度0.5〜2.5の範囲で、MnS析出核として適当
な介在物組成が得られる。塩基度が0.5より小さくな
ると溶鋼中の酸素濃度が高くなり鋳片の清浄度が悪くな
り、介在物起因によるメッキ性の悪化や耐銹性の低下が
起こる。塩基度が2.5より大きくなると介在物がAl
2 O3 −MgO系組成となり、MnSの析出核として不
適当になる。
ケートを核として析出していることが分かる。各部位
A、B、Cの組成は走査電子顕微鏡による薄膜分析によ
る。図4に、介在物組成に及ぼすスラグ塩基度(CaO
/SiO2 比)の影響を示す。この関係を利用して塩基
度の調整により介在物組成を制御することができる。塩
基度0.5〜2.5の範囲で、MnS析出核として適当
な介在物組成が得られる。塩基度が0.5より小さくな
ると溶鋼中の酸素濃度が高くなり鋳片の清浄度が悪くな
り、介在物起因によるメッキ性の悪化や耐銹性の低下が
起こる。塩基度が2.5より大きくなると介在物がAl
2 O3 −MgO系組成となり、MnSの析出核として不
適当になる。
【0021】図5に、鋳造速度40m/min、105
m/minの場合の鋳片表面の温度推移を示す。MnS
の析出は、900℃以上での時間が長いほど更に有利に
なると考えられる。
m/minの場合の鋳片表面の温度推移を示す。MnS
の析出は、900℃以上での時間が長いほど更に有利に
なると考えられる。
【0022】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
従来低C化・低N化して要綱のMd30を調整して鋳造
した方法に比較し、低S化と介在物組成の適正化によっ
て、双ロール式連続鋳造における急冷凝固時にもMnS
を粗大に析出させることにより、従来法に比較して高い
伸び特性の優れたCr−Ni系ステンレス鋼薄板を安価
にかつ安定して製造することができる。
従来低C化・低N化して要綱のMd30を調整して鋳造
した方法に比較し、低S化と介在物組成の適正化によっ
て、双ロール式連続鋳造における急冷凝固時にもMnS
を粗大に析出させることにより、従来法に比較して高い
伸び特性の優れたCr−Ni系ステンレス鋼薄板を安価
にかつ安定して製造することができる。
【図1】Md30値と伸びとの関係を本発明材および比較材
について示すグラフである。
について示すグラフである。
【図2】本発明材(a)および比較材(b)のMnS析
出分布を示すCMA測定結果である。
出分布を示すCMA測定結果である。
【図3】鋼中MnSの析出形態を示す電子顕微鏡写真で
ある。
ある。
【図4】スラグ塩基度と介在物組成の関係を示すグラフ
である。
である。
【図5】鋳片表面の温度推移を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 桐原 端史 山口県光市大字島田3434番地 新日本製 鐵株式会社光製鐵所内 (56)参考文献 特開 昭56−146862(JP,A) 特開 平3−42151(JP,A) 特開 昭57−118846(JP,A) 特開 平5−230538(JP,A) (58)調査した分野(Int.Cl.7,DB名) B22D 11/06 330 B22D 11/00
Claims (2)
- 【請求項1】 溶鋼のS濃度0.003%以下、Al濃
度0.003%以下であり、且つ溶鋼中にAl2 O3 含
有量30%以下でMnOとSiO2 を主成分とするCa
O−Al2 O3 −MnO−SiO2 −MgO系介在物を
含むCr−Ni系ステンレス鋼溶鋼を双ロール式連続鋳
造法により薄帯状鋳片に鋳造し、この鋳片を冷間圧延す
ることを特徴とする伸び特性の優れたCr−Ni系ステ
ンレス鋼薄板の製造方法。 - 【請求項2】 前記Cr−Ni系ステンレス鋼が、下記
式1 で定義されるMd30が0〜50℃の範囲にある組成
を有することを特徴とする請求項1記載の方法。 Md30 = 413-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-18.5Mo-9.1(Ni+Cu)... 式1
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP04181550A JP3098109B2 (ja) | 1992-06-17 | 1992-06-17 | 伸び特性の優れたCr−Ni系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP04181550A JP3098109B2 (ja) | 1992-06-17 | 1992-06-17 | 伸び特性の優れたCr−Ni系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH06594A JPH06594A (ja) | 1994-01-11 |
JP3098109B2 true JP3098109B2 (ja) | 2000-10-16 |
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ID=16102749
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Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP04181550A Expired - Fee Related JP3098109B2 (ja) | 1992-06-17 | 1992-06-17 | 伸び特性の優れたCr−Ni系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
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---|---|
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---|---|---|---|---|
NZ541204A (en) | 2003-01-24 | 2007-04-27 | Nucor Corp | Casting steel strip |
US20040144518A1 (en) | 2003-01-24 | 2004-07-29 | Blejde Walter N. | Casting steel strip with low surface roughness and low porosity |
-
1992
- 1992-06-17 JP JP04181550A patent/JP3098109B2/ja not_active Expired - Fee Related
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---|---|
JPH06594A (ja) | 1994-01-11 |
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